zr對(duì)al-cu-mg-ag合金組織性能的影響

zr對(duì)al-cu-mg-ag合金組織性能的影響

al-cu-mg-ag系列材料具有優(yōu)異的強(qiáng)度和良好的彎曲性，適合鑄造和焊接。因此，它具有成為下一代航空材料的潛力。在Al-Cu-Mg-Ag合金中加入適量的Zr,經(jīng)適當(dāng)?shù)臒崽幚碇?可以使合金中產(chǎn)生大量細(xì)小彌散的Al3Zr粒子,抑制合金在熱加工時(shí)產(chǎn)生再結(jié)晶,改善合金的熱塑性。在工業(yè)生產(chǎn)條件下,合金凝固時(shí)的冷卻速率為0.1～100℃/s,凝固后的鑄態(tài)組織通常偏離平衡狀態(tài)。經(jīng)傳統(tǒng)熔煉鑄造方法制備的Al-Cu-Mg-Ag系列合金鑄錠由于結(jié)晶間隔寬,容易出現(xiàn)枝晶偏析等缺陷。因此必須通過均勻化熱處理來消除或降低晶內(nèi)化學(xué)成分和組織的不均勻性,消除或減少鑄錠在冷卻時(shí)產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力,改善鑄錠的熱加工性能。國(guó)內(nèi)外工作者對(duì)于Al-Cu-Mg-Ag系列合金的時(shí)效過程及析出相等微觀組織進(jìn)行了大量的研究,但Al-Cu-Mg-Ag系列合金的均勻化制度和熱加工工藝較少見諸報(bào)道。李云濤等分別研究了含稀土元素鉺和鈰的Al-Cu-Mg-Ag系列合金的均勻化工藝,但是對(duì)于Zr元素在該系列合金中的存在機(jī)理以及均勻化過程中的演變并沒有著重分析。賀永東等雖然在研究了7A55鋁合金均勻化工藝時(shí)分析了Zr元素在其中的作用和存在形式,但其研究范圍僅局限于7×××系鋁合金。而關(guān)于Zr在Al-Cu-Mg-Ag系列合金中的存在形式及分布也較少被研究。二級(jí)甚至多級(jí)均勻化工藝是一種區(qū)別于常規(guī)一級(jí)均勻化處理的工藝。文獻(xiàn)分別研究了不同鋁合金的均勻化工藝及其對(duì)合金組織和性能的影響。雖然被研究的合金鑄態(tài)中也有不止一種非平衡相,但其采用的均為一級(jí)均勻化工藝。本文以一種Al-Cu-Mg-Ag合金為例,著重研究了Zr元素在該合金均勻化過程中的存在形式及其作用,確定了較優(yōu)的均勻化工藝。1材料和性能分析實(shí)驗(yàn)金屬以工業(yè)純Al(99.97wt%),純Mg(99.9wt%),純Ag(99.9wt%)和Al-49.30Cu(wt%),Al-10Mn(wt%)和Al-4.0Zr(wt%)中間合金為原料,在石墨坩堝中融化和精煉,用成分為47%KCl+30%NaCl+23%Na3AlF6的熔劑覆蓋保護(hù),經(jīng)除氣和扒渣之后鐵模澆鑄。合金的化學(xué)成分見表1。取合金鑄錠若干,分別用不同的溫度或時(shí)間在熱風(fēng)循環(huán)退火爐中進(jìn)行均勻化退火,各均勻化退火制度列于表2,退火試樣在空氣中冷卻。DSC分析在NETZSCH449CDSC-TG綜合熱分析儀上進(jìn)行,升溫速度為10K/min,升溫區(qū)間為20～700℃。用Polyvar-MET大型立式金相光學(xué)顯微鏡(OM)和Sirion200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察合金的微觀組織,用Gensis60能譜分析儀(EDS)分析鑄態(tài)合金中晶界上未溶相的成分,采用線掃描分析晶界及晶內(nèi)化學(xué)成分的變化,加速電壓為15kV。2結(jié)果與討論2.1cu及其類目的晶界分布圖1為添加微量Mn、Zr的Al-Cu-Mg-Ag合金的微觀組織以及主要合金元素Cu,Mg,Ag的面掃描分布圖。由圖1(a)看出,Al-Cu-Mg-Ag合金鑄態(tài)組織中枝晶偏析明顯,枝晶網(wǎng)胞間和晶界上分布著白色未溶物,可能是非平衡的共晶相或金屬間化合物。圖1(c)～(f)分布為Cu,Mg,Ag和Zr元素的面掃描成分分布。對(duì)比各圖可知,Cu元素在晶界上的偏聚最為明顯,而Mg,Ag和Zr元素則在基體內(nèi)分布較為均勻?？梢?對(duì)于Al-Cu-Mg-Ag合金而言,均勻化處理最重要的是要消除Cu元素在晶界上的偏析和富集。劉曉濤等采用電子探針面掃描分析了Al-8.8Zn-2.8Mg-2.5Cu(wt%)鑄態(tài)合金晶界上各元素的富集情況,結(jié)果表明:同一枝晶內(nèi)Zn,Mg和Cu元素分布不均勻,其不均勻程度順序?yàn)镃u>Zn>Mg,靠近枝晶邊界Cu高達(dá)13.8%,其偏聚比(SR)分別為19.2、2.6和1.85?？梢娫谟蠧u和Mg作為合金元素的Al合金中,Cu元素的偏聚程度遠(yuǎn)大于Mg元素。由此可見,在Al-Cu-Mg-Ag合金鑄態(tài)組織中,晶界上較亮的物質(zhì)有可能是某種含Cu元素的非平衡共晶相(下文將詳細(xì)討論)。2.2低折射相的確定2.2.1cu元素和b峰起始溫度圖2是Al-Cu-Mg-Ag合金鑄態(tài)組織的DSC曲線,該曲線出現(xiàn)了2個(gè)吸熱峰,分別記為A和B。A峰起始溫度為523.52℃,峰值點(diǎn)溫度為531.80℃,對(duì)應(yīng)于一低熔點(diǎn)的非平衡相的溶解。由于該合金鑄態(tài)組織晶界上富集著較多的Cu元素,有理由認(rèn)為其對(duì)應(yīng)于某種含Cu的金屬間化合物。B峰起始溫度為621.50℃,峰值點(diǎn)溫度為640.30℃,對(duì)應(yīng)于該合金的熔點(diǎn)。由該合金的鑄態(tài)DSC曲線分析可知,由于除熔點(diǎn)外出現(xiàn)了另外的吸熱峰,因此有必要制定兩級(jí)甚至多級(jí)均勻化工藝以消除其對(duì)應(yīng)的未溶相。2.2.2al-ag二元相圖和al2cu圖3是鑄態(tài)合金的能譜分析結(jié)果。選取晶界上某處白色未溶物進(jìn)行能譜分析(圖1(b)中箭頭處),發(fā)現(xiàn)該處Al,Cu,Mg和Ag元素的原子比為68.86∶29.77∶0.99∶0.38。由Al-Mg和Al-Ag二元相圖可知,只有當(dāng)Mg和Ag元素含量分別達(dá)到38.7%和78%時(shí),才有可能與Al形成某種形式的化合物,所以可以認(rèn)為該處的非平衡相成分中不含Mg和Ag。Cu在室溫下在Al中的極限固溶度為5.63%,該合金中Cu含量為6.62%,超出了Cu在Al中的極限固溶度,由Al-Cu二元合金相圖可知該合金體系中極有可能出現(xiàn)金屬間化合物Al2Cu。能譜分析中,Al原子和Cu原子之比接近2∶1,作者認(rèn)為該處的非平衡相成分為Al2Cu。由于鑄態(tài)合金晶界上Cu原子大量富集,可以認(rèn)為晶界上的未溶物大部分為Al2Cu,對(duì)應(yīng)于圖2可以得知Al2Cu的熔點(diǎn)約為523.52℃。因此,有必要進(jìn)行一級(jí)均勻化以消除此非平衡相。2.3其他均勻化過程現(xiàn)行的Al-Cu-Mg-(Ag)合金在均勻化處理制度并沒有使合金中的Zr元素最大程度上彌散分布以達(dá)到提高再結(jié)晶溫度,抑制再結(jié)晶過程的目的。為了達(dá)到更好的均勻化效果,本文設(shè)計(jì)了多級(jí)均勻化制度。第一級(jí)均勻化的目的在于使Zr元素在基體中二次析出,達(dá)到最大程度的彌散分布。李云濤等在研究含Er的Al-Cu-Mg-Ag合金的均勻化制度時(shí)認(rèn)為,鑄態(tài)合金在經(jīng)420℃均勻化保溫6h后,再提高溫度進(jìn)行后續(xù)均勻化,最終可以獲得良好的均勻化效果。賀永東等經(jīng)實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn),7A55鋁合金經(jīng)450℃均勻化保溫24h后,合金中析出了大量尺寸為10～20nm的Al3Zr粒子。結(jié)合DSC分析,本文作者將第一級(jí)均勻化制度定為420℃均勻化6h。第二級(jí)均勻化以傳統(tǒng)的方式完成后續(xù)均勻化過程,其目的在于消除枝晶偏析,消除低熔點(diǎn)金屬間化合物(主要是Al2Cu)。但是為了防止過燒,有時(shí)需要第三級(jí)均勻化工藝。這種多級(jí)均勻化的前提是必須保證第一級(jí)均勻化后析出的彌散細(xì)小的Al3Zr等粒子得以保留,在后續(xù)的各級(jí)均勻化過程中不發(fā)生大規(guī)模粗化。而Al3Zr粒子即使在高溫下粗化速率也比較慢,因此可以實(shí)施多級(jí)均勻化工藝。均勻化退火實(shí)質(zhì)上是原子的擴(kuò)散運(yùn)動(dòng),其主要參數(shù)為均勻化溫度和時(shí)間。均勻化溫度受晶界及晶內(nèi)非平衡相的成分和熔點(diǎn)限制,但在不產(chǎn)生過燒的情況下,可以在非平衡固相線溫度以上進(jìn)行高溫均勻化退火。均勻化時(shí)間則取決于非平衡相溶解及晶內(nèi)偏析消除所需的時(shí)間。基于上述分析,該合金的第二級(jí)均勻化溫度可以選取510～520℃之間。傳統(tǒng)一級(jí)均勻化退火的溫度為0.9～0.95Tm,由Al-Cu二元相圖中固相線的溫度可以確定傳統(tǒng)均勻化溫度在485～500℃之間。為了對(duì)比本文設(shè)計(jì)的均勻化制度的優(yōu)越性,選取490℃均勻化24h作為參考制度。各均勻化制度和參比態(tài)列于表2。2.4試樣晶界及組織分析圖4是表2所列之處理狀態(tài)對(duì)應(yīng)的光學(xué)顯微組織。圖4(a)所示是鑄態(tài)合金(C1)的顯微組織,可以看出其和圖1(a)的形貌一致,均為明顯的枝晶組織。圖4(b)～(f)是經(jīng)過均勻化處理后的試樣的微觀組織,分別對(duì)應(yīng)于H1,H2,H3,H4和C2狀態(tài)?？梢钥闯?H1態(tài)的試樣晶界上的未溶物(主要是Al2Cu)還明顯存在,說明均勻化過程還不充分。H2態(tài)的試樣晶界處的未溶物相對(duì)于H1態(tài)有所減少,說明均勻化溫度的提高有利于晶界上偏聚元素的擴(kuò)散和未溶相的消除。H3態(tài)的試樣晶界上的未溶物大大減少,晶粒較為細(xì)小,晶界光滑均勻,枝晶偏析基本消除,可見此均勻化制度良好。H4態(tài)的試樣晶界交叉處出現(xiàn)些許復(fù)熔球,晶界寬化,有圓弧化趨勢(shì),為局部輕微過燒組織。C2態(tài)的試樣是按照常規(guī)的一級(jí)均勻化工藝處理后的微觀組織,此時(shí)基體內(nèi)的樹枝狀晶還有部分存在,與鑄態(tài)相比,枝晶僅僅開始出現(xiàn)不連續(xù),說明均勻化過程遠(yuǎn)未完成。圖5是H3態(tài)試樣的低倍SEM顯微組織和各主要合金元素的面掃描分析圖。SEM微觀組織中,試樣晶界上的Al2Cu等非平衡相大部分回溶至基體內(nèi),晶內(nèi)晶界成分均勻。對(duì)比圖1中鑄態(tài)組織的面掃描分析,主要偏聚元素Cu元素的成分變得比較均勻,而Ag,Mg等原本偏析不嚴(yán)重的元素均勻化后分布更加均勻。值得注意的是,在第一級(jí)均勻化過程中析出的Zr元素在二級(jí)均勻化之后仍然彌散分布,可見平衡態(tài)Al3Zr相在均勻化過程中對(duì)基體組織的改善一直起著重要作用。圖6是H3態(tài)試樣經(jīng)SEM線掃描后得到的某一晶粒中的元素分布圖,線掃描沿圖5中直線進(jìn)行,從H3試樣中殘存的較為明顯的枝晶壁開始,貫穿晶內(nèi),直到另一邊枝晶壁為止。Cu,Mg,Ag和Zr元素的統(tǒng)計(jì)數(shù)頻(ROIcounts)分別為24.50,13.63,7.37和3.33?？梢钥闯?Cu元素在兩端晶界處的計(jì)數(shù)率分別為36和35,略高于晶內(nèi),說明其在晶界處仍有少量偏析。這是由于本合金中Cu含量為6.62%,高于實(shí)驗(yàn)溫度下其在Al中的極限溶解度,因此均勻化過程幾乎不可能完全消除Cu元素在晶界上的偏聚。Mg,Ag和Zr元素分布在晶界晶內(nèi)雖然有所波動(dòng),但基本比較均勻,這也與上述面掃描的結(jié)果一致?？梢?在鑄態(tài)合金中,Cu,Mg,Ag和Zr等合金元素在晶界處偏聚,其中以Cu的偏聚程度最大。經(jīng)過第一級(jí)均勻化后,Zr元素以Al3Zr的形式在基體中二次彌散析出;經(jīng)二級(jí)或三級(jí)均勻化后,隨著均勻化溫度的升高,晶界上的Al2Cu等非平衡相逐漸溶解消除,晶界變得細(xì)小,晶內(nèi)成分均勻。在現(xiàn)有條件下,420℃×6h+515℃×24h均勻化處理是較優(yōu)的手段,而該系列合金的過燒溫度約為520℃。3u2004范圍及固溶時(shí)效處理1)鑄態(tài)Al-Cu-Mg-Ag-Zr合金中枝晶偏析明顯,晶界上Cu元素富集嚴(yán)重,存在著非平衡態(tài)的Al2Cu相。該合金需要進(jìn)行均勻化退火處理來消除成分偏析對(duì)后